高強船板拉力分層原因分析及改進措施

張寧，張維維，趙成林，廖相巍，王麗娟

（鞍鋼集團鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009）

近年來，隨著我國造船業(yè)的迅速發(fā)展，對船板鋼的產量、品質要求也越來越高，控制船板鋼的內部質量是提高船板性能的重要措施，國內多家鋼廠都在進行高強船板鋼的研發(fā)和生產。然而在中厚板拉伸試驗中的拉力分層現(xiàn)象時有發(fā)生，成為困擾船板鋼廠家的重要問題之一［1］，寶鋼、武鋼等國內鋼廠從礦石原料、冶煉、軋制工藝以及鋼中低熔點元素等方面分析高強船板拉伸各種缺陷產生的原因，并提出預防措施來改善船板質量。

鞍鋼生產的高強船板鋼在生產初期部分出現(xiàn)因拉伸試驗后斷口中心部位裂開，即拉力分層而判廢的現(xiàn)象。本文結合高強船板鋼冶煉和軋制的實際情況，通過采用金相分析、電子探針等手段，對拉力分層的形成原因進行了系統(tǒng)分析，并提出解決措施。

1 主要工藝路線

鞍鋼高強船板主要工藝路線為：高爐鐵水→鐵水脫硫→100 t轉爐→LF爐精煉→連鑄→加熱→軋制→矯直→剪切→噴印標記→檢查、檢驗→入庫。

2 試驗鋼種及方法

在熱軋船板上取樣，對樣品進行縱向拉伸試驗，在斷口分層試樣的未變形區(qū)截取金相試樣，大小為15 mm×15 mm，經過磨制、拋光后，用4%的硝酸乙醇溶液侵蝕，利用金相顯微鏡、掃描電鏡、能譜分析儀及電子探針對鋼板垂直于軋向斷口的宏觀及微觀形貌、夾雜物形態(tài)和顯微組織進行觀察和分析。表1為AH32船板鋼的主要化學成分。

表1 AH32船板鋼主要化學成分（質量分數）%

3 檢驗結果

3.1 金相檢驗

拉力分層出現(xiàn)在鋼板厚1/2處，在垂直于軋向面取金相樣，金相樣磨制和拋光后觀察其狀態(tài)。

圖1為試樣經拋光腐蝕后橫斷面的宏觀和微觀（放大500倍）形貌。由圖1可以看出，灰白色基體上有一條黑色、線形貫穿試樣寬度并平行于軋制方向的缺陷帶，類似于低倍檢驗中觀察到的鑄坯中心疏松，應是鑄坯中心疏松軋制后未焊合而形成的，由大量細小的孔洞連接在一起，造成該位置鋼的力學性能下降，在拉力條件下造成分層。

將拋光后斷口試樣進行腐蝕，通過金相顯微鏡觀察腐蝕后的試樣，放大倍數為1 000倍。試樣中心部位典型金相組織見圖2。

由圖2可以看出，在平行于軋制方向可以看見明顯的帶狀組織，該帶狀組織沿軋制方向平行排列呈層狀分布，基體組織均呈帶狀珠光體及鐵素體的層狀、間斷分布狀態(tài)。放大后的微裂紋形貌見圖3。由圖3可以看出，試樣中心處有微裂紋產生，掃描電鏡成分分析表明，內部主要為Al2O3與CaO的復合夾雜。

3.2 斷口組織形貌

對試樣拉伸試驗后觀察其斷口發(fā)現(xiàn)，厚度附近產生了平行于鋼板表面的裂紋，并沿軋制方向和垂直于軋向擴展，導致鋼板上下兩部分剝離形成分層，鋼板斷口（斷面及側面）宏觀形貌見圖4。

在掃描電鏡下觀察斷口的微觀形貌，見圖5。從圖5可以看出，斷口處為韌窩形貌，呈暗灰色，有金屬光澤，因此斷口形式為韌性斷裂。同時發(fā)現(xiàn)分層裂紋處有大量的夾雜物。

3.3 夾雜物和元素偏析分析

在掃描電鏡下對斷口試樣進行夾雜物觀察，并用能譜儀對夾雜物成分進行分析，結果見圖6。由圖6和能譜分析可知，船板拉伸試樣斷口處分布著大量條狀MnS夾雜物、Al2O3夾雜物并伴有大量 MnS 與 Al2O3、TiO2、MgO等的復合夾雜物。

在試樣的中心位置附近發(fā)現(xiàn)有大量連續(xù)分布的長條狀MnS夾雜，夾雜物形貌見圖6（b）。從圖6（b）可以看出，樣品斷口呈結晶狀，微觀特征為解理花樣和舌狀花樣，斷口上多處可見自由面，在自由面附近伴隨較多MnS夾雜物，多以片狀分布。因此判定，拉力分層與片狀MnS的富集有直接關系，即片狀MnS的大量存在，使心部的塑性變差，在拉伸試驗中容易產生應力集中成為裂紋源，在MnS分布帶上擴展，形成中心分層［2］。

采用電子探針對腐蝕后的試樣進行面掃描及線掃描，分析試樣中 C、Si、Mn、P、S、Al、Ca、Mg 等化學元素的偏析情況，發(fā)現(xiàn)C、Mn偏析嚴重，見圖7所示。而能譜分析結果反應中心處C、Mn元素偏析嚴重。成分分布二維等高圖反應中心處C、Mn元素偏析嚴重，并遺傳至成品。C元素的平均含量為0.104%，最大偏析度為1.444；Mn元素的平均含量為1.574%，最大偏析度為1.032。

4 分層原因分析

從能譜分析結果可知，分層裂紋處存在硫化物、氧化物。氧化物夾雜硬度高、塑性差，在軋制過程中變形小，容易破壞基體的連續(xù)性；硫化物夾雜和基體金屬的熱膨脹系數差異很大，在軋后冷卻過程中產生的收縮效應不同，使得部分條狀硫化物的尖端與基體界面處出現(xiàn)了小的孔洞。大量片狀和條狀硫化物和氧化物夾雜使得基體局部區(qū)域的強度下降，導致金屬流變不連續(xù)，形成孔洞，使缺陷帶上下兩部分金屬的結合力變弱，造成拉力分層現(xiàn)象。

由于軋后夾雜物在厚度方向上呈平行于板面的帶狀分布，它與基體之間只是簡單的機械結合，而不是物理冶金結合，界面結合力很低，當鋼板受z向剪切力作用時，在夾雜物和基體界面之間很容易發(fā)生開裂。又由于硫化物夾雜為塑性夾雜，在拉力作用下，硫化物夾雜內部由于平面滑移產生長而窄的滑移帶，這些滑移帶上的位錯被阻塞在夾雜物與基體的界面處，造成基體與界面處產生應力集中，夾雜物與基體界面首先產生孔洞，隨著應力增加，孔洞互相連通形成微裂紋，微裂紋進一步擴展，造成剪切分層［3］。

C、Mn元素的嚴重偏析使鋼板心部附近產生嚴重的帶狀組織，并形成大量層片狀硫化物及其復合夾雜物，由于這些夾雜物與基體金屬的熱膨脹系數有很大差異，在軋后冷卻過程中產生的收縮效應不同，枝干和枝間在軋制時成為帶狀，C和Mn含量低的枝干區(qū)域的奧氏體首先發(fā)生先共析鐵素體轉變，相轉變后形成鐵素體＋珠光體的二次帶狀組織，帶狀組織的存在使鋼的組織不均勻，并影響鋼材性能，形成各向異性，鐵素體與珠光體的延伸率不同，在拉伸時就促進了裂紋及分層現(xiàn)象的產生。

綜上所述，大量硫化物和氧化物夾雜、大量軋制后未軋合的孔洞以及C、Mn元素的嚴重偏析造成的帶狀組織是導致船板鋼拉力分層的原因。

5 控制措施

5.1 降低S含量

船板鋼是一種高錳鋼，其目標Mn含量控制約為1.5%。當鋼中Mn含量為1.0%左右時，S在鋼中因極易與Mn形成MnS而有著較高的溶解度。因此，應降低鋼中MnS夾雜的含量。控制煉鋼過程中的S含量是最有效的途徑之一。經統(tǒng)計，出現(xiàn)裂紋的AH32鋼S含量為0.005%～0.008%，因此，應將S含量控制在0.005%以下。

5.2 喂硅鈣線

對硫化物夾雜特別是MnS夾雜進行變性處理，將其形態(tài)控制為對鋼危害較小的球形。在真空處理完畢后，向鋼液中喂入硅鈣線，圖8所示為喂線效果。由圖8可以看出，喂線300 m后，球化效果不明顯；喂線量達到500 m后，MnS球化效果明顯，MnS夾雜得到變性處理，從而減少拉力分層現(xiàn)象。

取3個試樣檢測喂線前后Ca、S、Al的含量變化情況，見表2。從表2中可以看出，喂線后鋼液的鈣含量明顯增加，硫含量和鋁含量明顯降低，說明發(fā)生了式（1）、（2）的反應。

表2 喂線前后Ca、S、Al含量變化情況 %

Ca/Al、Ca/S比值的大小代表了鋼中夾雜物球化的程度，一般要求鋼中Ca/Al應在0.05～0.15之間，Ca/S 應在 1～2 之間［4］。 對比表 2，喂線后，鋼水Ca/Al分別從0.005增加到0.117和0.147，Ca/S分別從0.033增加到0.683和1.040，鋼液中原有的Al2O3和MnS夾雜轉變?yōu)殁}鋁酸鹽及MnS·CaS夾雜，夾雜物的組成和形態(tài)發(fā)生明顯改變。

5.3 優(yōu)化連鑄工藝

（1）澆注溫度是影響柱狀晶生長的重要因素之一，澆注溫度高，鑄坯柱狀晶發(fā)達，根據凝固橋理論，發(fā)生內部疏松、縮孔等質量缺陷的幾率大大提高，在內部等軸晶減少、柱狀晶發(fā)達的情況下，后道工序軋制過程中容易產生開裂等缺陷。澆注溫度低，鑄坯等軸晶發(fā)達。因此，在不造成水口凍結的情況下，厚板鑄機應盡可能采用低過熱度澆注，將過熱度控制在15～25℃。

（2）拉速也是影響柱狀晶生長的重要因素之一。拉坯速度高，鑄坯在結晶器內停留時間短，鑄坯液芯延長，不但推遲了等軸晶的形核和長大，擴大了柱狀晶區(qū)，而且增大了鼓肚。因此，在不影響產量的前提下，拉坯速度不宜過大，在原拉速基礎上降低拉坯速度，將拉速控制在0.9～1.1 m/min。

（3）采用較強的二冷模式，連鑄坯的中心偏析與連鑄凝固末期的選分結晶形成的小液穴的體積有關系。因此采用強冷模式，減緩柱狀晶生長，增加等軸晶率，減少中心偏析和中心疏松的發(fā)生。

（4）電磁攪拌使鑄坯內部鋼水強制流動，折斷柱狀晶晶梢、抑制柱狀晶繼續(xù)生長，折斷的晶梢在液芯溶解降低鋼液的過熱度，使液芯溫度均勻，部分還可生成等軸晶區(qū)，減輕中心偏析程度。采用二冷電磁攪拌可以提高鑄坯內部質量，減小各元素的偏析傾向，減輕連鑄坯中心疏松。依據模擬結果確定最佳攪拌位置為鑄機的11～12 m。

連鑄工藝優(yōu)化前、后S含量見表3。由表3可以看出，采取上述措施后，S含量明顯降低。

表3 連鑄工藝優(yōu)化前、后S含量對比

5.4 優(yōu)化加熱及控軋控冷工藝

生產實踐表明，采用較高的均熱溫度和較長的均熱時間有利于偏析元素擴散。軋制過程中，采用提高壓下率的方法，提高應力應變的滲透率，使鑄坯中產生的缺陷盡可能地焊合，有利于減少鋼板的分層缺陷，減輕鑄坯內部缺陷對軋后鋼板的影響。冷卻過程中采用快速冷卻工藝可以使貧Mn帶處的C原子在來不及擴散至富Mn區(qū)前，完成奧氏體向鐵素體的轉變，不出現(xiàn)鐵素體和珠光體的條帶狀分布，抑制帶狀組織的產生。

具體工藝參數調整如下：開軋溫度由改進前的1 050～1 150℃提高到1 100～1 180℃，高溫再結晶軋制累積變形量＞70%，冷卻速度控制在5℃/s左右。主要軋制工藝如表4所示。

表4 軋制工藝

軋制工藝優(yōu)化前、后船板樣拉伸試驗情況統(tǒng)計如表5所示。由表5可以看出，頭、中、尾坯軋制探傷合格率明顯提高。

表5 工藝優(yōu)化前、后船板樣本拉伸合格率統(tǒng)計情況

6 結論

（1）高強船板板厚中心處未軋合的疏松孔洞、中心處C、Mn元素偏析、條狀MnS夾雜物、MnS與Al2O3、TiO2等的復合夾雜是導致船板鋼拉力分層的直接原因。

（2）真空處理完畢后向鋼液中喂入硅鈣線，使MnS夾雜形態(tài)改變?yōu)閷︿撐：^小的球形；優(yōu)化連鑄工藝，將過熱度控制在15～25℃、采用較強的二冷模式、降低拉速至0.9～1.1 m/min、在鑄機的11～12 m處采用電磁攪拌，能使S含量降至0.005%以下，這些措施對消除船板鋼拉力分層有一定效果。

（3）優(yōu)化加熱及控軋控冷工藝，將開軋溫度提高到1 100～1 180℃、高溫再結晶軋制累積變形量＞70%、冷卻速度控制在5℃/s左右，可以使船板鋼軋后探傷合格率明顯提高。

［1］帥勇，陳遠清，付軍，等.高強船板鋼EH36拉力分層原因分析.鋼鐵釩鈦［J］，2012，33（4）:92-100.

［2］ 何忠志.電工鋼［M］.北京:冶金工業(yè)出版社，1996:427-448.

［3］韓炯，高亮.高強船板拉伸試驗斷口分層的原因分析.寬厚板［J］，2006，12（1）:30-32.

［4］李紀祥.高韌性低合金鋼喂Ca-Si線工藝優(yōu)化及夾雜物控制研究［D］，沈陽： 東北大學，2004.